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WO2018159447A1 - アルミニウム合金厚板 - Google Patents

アルミニウム合金厚板 Download PDF

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Publication number
WO2018159447A1
WO2018159447A1 PCT/JP2018/006449 JP2018006449W WO2018159447A1 WO 2018159447 A1 WO2018159447 A1 WO 2018159447A1 JP 2018006449 W JP2018006449 W JP 2018006449W WO 2018159447 A1 WO2018159447 A1 WO 2018159447A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
aluminum alloy
plate
mass
thick plate
alloy thick
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2018/006449
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
貴司 久保
山田　竜也
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
UACJ Corp
Original Assignee
UACJ Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2017040171A external-priority patent/JP6626025B2/ja
Priority claimed from JP2017060450A external-priority patent/JP6626030B2/ja
Application filed by UACJ Corp filed Critical UACJ Corp
Priority to US16/490,774 priority Critical patent/US11124862B2/en
Priority to KR1020197027824A priority patent/KR102302492B1/ko
Publication of WO2018159447A1 publication Critical patent/WO2018159447A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Priority to US17/401,944 priority patent/US11572608B2/en
Ceased legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/04—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into open-ended moulds
    • B22D11/049—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into open-ended moulds for direct chill casting, e.g. electromagnetic casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy thick plate used for a frame of a decompression vessel that repeats atmospheric pressure and vacuum, such as a solar cell manufacturing apparatus and a liquid crystal panel manufacturing apparatus.
  • ⁇ Porosity in the material can be cited as a cause of deterioration in fatigue strength. Or the porosity and coarse crystallization thing in a material are mentioned as a factor of fatigue strength deterioration.
  • the internal porosity gradually decreases by receiving pressure, and there is no problem with a thin plate.
  • the porosity in the slab is reversed. It is confirmed that it becomes larger than that (see Patent Document 1).
  • Patent Document 2 describes using 6061 alloy as a material for the frame portion of the decompression container.
  • the heat treatment step is not necessary, so that the manufacturing cost is reduced.
  • the Al—Mg alloy is a higher alloy, so the Mg— Many intermetallic compounds such as Si, Al—Fe, Al—Mn, Al—Fe—Mn, and Al—Fe—Si are crystallized. Since these are paths through which fatigue cracks propagate, they further adversely affect fatigue strength characteristics.
  • an object of the present invention is to provide an Al—Mg-based aluminum alloy thick plate having excellent fatigue strength characteristics, which is suitable as a material for a frame portion of a decompression vessel.
  • the present invention (1) is an aluminum alloy thick plate made of an aluminum alloy containing 2.0 to 5.0% by mass of Mg, The thickness of the aluminum alloy thick plate is 300 to 400 mm,
  • the plate width of the aluminum alloy thick plate in a cross section perpendicular to the casting direction is Wa
  • the center in the plate width direction is 0 position
  • the plate end in the plate width direction is 0.50 Wa position
  • the maximum value among the numbers is A (pieces / cm 2 ), and (ii) the center portion in the plate thickness direction and the position in the plate width direction are 0.12 Wa, 0.16 Wa, 0.21 Wa, 0.25 Wa, and 0.30 Wa.
  • B the maximum value per unit area of porosity with an equivalent circle diameter of 50 ⁇ m or more at each position
  • A is 160 pieces / cm 2 or less
  • B is A 1.15 times or more That is,
  • An aluminum alloy thick plate characterized by the above is provided.
  • the aluminum alloy is composed of Ti of 0.15% by mass or less, Cr of 0.35% by mass or less, Mn of 1.00% by mass or less, Fe of 0.40% by mass or less, and
  • the present invention (3) is an aluminum alloy thick plate made of an aluminum alloy containing 2.0 to 5.0% by mass of Mg and 0.4% by mass or less of Fe,
  • the thickness of the aluminum alloy thick plate is 300 to 400 mm
  • the plate width of the aluminum alloy thick plate in a cross section perpendicular to the casting direction is Wa
  • the center in the plate width direction is 0 position
  • the plate end in the plate width direction is 0.50 Wa position
  • positions in the center portion in the plate thickness direction and in the plate width direction are 0.12 Wa, 0.16 Wa, 0.21 Wa, 0.25 Wa and.
  • the aluminum alloy is composed of 0.15 mass% or less of Ti, 0.35 mass% or less of Cr, 1.00 mass% or less of Mn, and 0.40 mass% or less of Si.
  • the aluminum alloy thick plate according to (3), which contains any one or more of them, is provided.
  • an Al—Mg-based aluminum alloy thick plate that is suitable as a material for the frame portion of the decompression vessel and has excellent fatigue strength characteristics.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view of the aluminum alloy thick plate of FIG. 1 cut along a plane perpendicular to the casting direction.
  • the aluminum alloy thick plate according to the first aspect of the present invention is an aluminum alloy thick plate made of an aluminum alloy containing 2.0 to 5.0% by mass of Mg,
  • the thickness of the aluminum alloy thick plate is 300 to 400 mm,
  • the plate width of the aluminum alloy thick plate in a cross section perpendicular to the casting direction is Wa
  • the center in the plate width direction is 0 position
  • the plate end in the plate width direction is 0.50 Wa position
  • the maximum value among the numbers is A (pieces / cm 2 ), and (ii) the center portion in the plate thickness direction and the position in the plate width direction are 0.12 Wa, 0.16 Wa, 0.21 Wa, 0.25 Wa, and 0.30 Wa.
  • B the maximum value per unit area of porosity with an equivalent circle diameter of 50 ⁇ m or more at each position
  • A is 160 pieces / cm 2 or less
  • B is A 1.15 times or more That is,
  • An aluminum alloy thick plate characterized by the following.
  • FIG. 1 is a schematic view of an embodiment of the aluminum alloy thick plate of the present invention, and is a perspective view.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view of the aluminum alloy thick plate of FIG. 1 cut along a plane perpendicular to the casting direction.
  • an aluminum alloy thick plate 1 is manufactured by casting an aluminum alloy ingot adjusted to a predetermined composition, and chamfering, heating, hot rolling, and cutting the resulting ingot. It has been done.
  • a casting direction 4 is a direction in which an aluminum alloy ingot, which is a raw material for manufacturing the aluminum alloy thick plate 1, is drawn.
  • the plate thickness direction 6 is the plate thickness direction of the aluminum alloy thick plate 1 and is perpendicular to the casting direction 4.
  • the plate width direction 5 is the width direction of the aluminum alloy thick plate 1 in a cross section perpendicular to the casting direction 4, and is the direction perpendicular to the casting direction 4 and perpendicular to the plate thickness direction 6. .
  • the 0.39 Wa position 7 indicates a position that is 0.39 Wa away from the 0 position in the plate width direction.
  • the 0.40 Wa position is a position that is 0.40 Wa away from the 0 position in the plate width direction
  • the 0.42 Wa position is 0.42 Wa from the 0 position in the plate width direction.
  • the 0.44 Wa position is a position that is 0.44 Wa away from the 0 position in the plate width direction
  • the 0.46 Wa position is a position that is 0.46 Wa away from the 0 position in the plate width direction.
  • the 0.48 Wa position is a position away from the 0 position by 0.48 Wa in the plate width direction.
  • the aluminum alloy thick plate according to the first aspect of the present invention is formed of an aluminum alloy containing 2.0 to 5.0% by mass of Mg. That is, the aluminum alloy thick plate of the present invention is made of an aluminum alloy.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the first aspect of the present invention is an aluminum alloy containing 2.0 to 5.0% by mass of Mg.
  • the Mg content of the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the present invention is preferably 2.0 to 4.2% by mass.
  • Mg has a function of improving the strength by dissolving in Al. If the Mg content in the aluminum alloy is less than the above range, the effect of improving the strength is small. If the Mg content exceeds the above range, the hydrogen solubility in the Al-Mg alloy molten metal increases and fatigue is generated because a large amount of porosity is generated. Strength is lowered.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the first aspect of the present invention contains 2.0 to 5.0% by mass of Mg, preferably 2.0 to 4.2% by mass of Mg and 0.15% by mass. % Or less of Ti, 0.35% by mass or less of Cr, 1.00% by mass or less of Mn, 0.40% by mass or less of Fe and 0.40% by mass or less of Si or one or two of them The above can be contained.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the first aspect of the present invention can contain 0.15% by mass or less of Ti, preferably 0.005 to 0.15% by mass of Ti.
  • Ti is an element that contributes to the refinement of the crystal grain structure of the ingot.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the first aspect of the present invention can contain 0.35 mass% or less of Cr, preferably 0.01 to 0.35 mass% of Cr.
  • Cr forms an Al—Cr-based compound and functions to refine crystal grains.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the first aspect of the present invention can contain 1.00% by mass or less of Mn, and preferably 0.01 to 1.00% by mass of Mn.
  • Mn dissolves in Al, and at the same time, it disperses as Al—Mn-based fine precipitates to improve the strength and to refine crystal grains.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the first aspect of the present invention can contain 0.40% by mass or less of Fe, preferably 0.10 to 0.40% by mass of Fe.
  • Fe is dispersed as an Al—Fe-based compound and functions to refine crystal grains. Further, since Fe is one of impurities contained in Al, an industrially produced aluminum alloy usually contains 0.10% by mass or more of Fe as impurities.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the first aspect of the present invention can contain 0.40% by mass or less of Si, preferably 0.05 to 0.40% by mass of Si. Further, since Si is one of impurities contained in Al, an industrially produced aluminum alloy usually contains 0.05% by mass or more of Si as an impurity.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the first aspect of the present invention additionally contains 0.17% by mass or less of Cu, 0.044% by mass or less of Zn, and 0.008% by mass or less of Ni. May be. Or in the aluminum alloy which concerns on the aluminum alloy thick board of this invention, inclusion of the impurity element below the upper limit permitted as an impurity of 5000 series aluminum alloy is accept
  • Examples of the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the first embodiment of the present invention include an aluminum alloy (1) of the following embodiment.
  • the aluminum alloy (1) according to the aluminum alloy thick plate of the present invention contains 2.0 to 5.0% by mass of Mg, preferably 2.0 to 4.2% by mass of Mg, with the balance of inevitable impurities and Al
  • the aluminum alloy (1) according to the aluminum alloy thick plate of the first aspect of the present invention contains 2.0 to 5.0% by mass of Mg, preferably 2.0 to 4.2% by mass of Mg, 0.15 mass% or less of Ti, preferably 0.005 to 0.15 mass% of Ti, 0.35 mass% or less of Cr, preferably 0.01 to 0.35 mass% of Cr, 1.00 %
  • Mn preferably 0.01-1.00% by mass Mn, 0.40% by mass Fe, preferably 0.10-0.40% by mass Fe, and 0.40% by mass or less Of Si, preferably 0.05 to 0.40 mass% of Si, or two or more thereof.
  • the aluminum alloy (1) according to the aluminum alloy thick plate of the first aspect of the present invention includes 0.17% by mass or less of Cu, 0.044% by mass or less of Zn, and 0.008% by mass or less of Ni. It may contain. Or in the aluminum alloy (1) which concerns on the aluminum alloy thick plate of this invention, inclusion of the impurity element below the upper limit permitted as an impurity of 5000 series aluminum alloy is also accept
  • the thickness of the aluminum alloy thick plate according to the first embodiment of the present invention is 300 to 400 mm.
  • a plate thickness in which porosity is not crushed in the rolling process and a decrease in fatigue strength is a problem is usually 300 to 400 mm.
  • the width of the aluminum alloy thick plate in the cross section perpendicular to the casting direction is Wa
  • the center in the plate width direction is 0 position
  • the plate end in the plate width direction is When the position is 0.50 Wa
  • positions in the center in the plate thickness direction and in the plate width direction are 0.39 Wa, 0.40 Wa, 0.42 Wa, 0.44 Wa, 0.46 Wa, and 0.48 Wa, respectively.
  • the maximum value per unit area of porosity with a circle-equivalent diameter of 50 ⁇ m or more in A is A (pieces / cm 2 ) (hereinafter also referred to as A value of aluminum alloy thick plate), and (ii) plate thickness direction Of the number per unit area of porosity with an equivalent circle diameter of 50 ⁇ m or more at each position of the central portion and the plate width direction at positions of 0.12 Wa, 0.16 Wa, 0.21 Wa, 0.25 Wa and 0.30 Wa
  • the Daine B number / cm 2
  • a (A value of the aluminum alloy thick plate) is 160 / cm 2 or less, preferably 100 Pieces / cm 2 or less
  • B (B value of the aluminum alloy thick plate) is 1.15 times or more, preferably 1.5 times or more of A (A value of the aluminum alloy thick plate).
  • 50 / cm 2 or more is preferable, 30 / cm 2 or more is more preferable, and 6 / cm 2 or more is particularly preferable.
  • the value A of the aluminum alloy thick plate means that the position in the plate thickness direction central portion and the plate width direction is 0.39 Wa, 0.40 Wa,.
  • Each position of 42Wa, 0.44Wa, 0.46Wa and 0.48Wa was observed with a measurement visual field of 10 mm ⁇ 10 mm using an optical microscope, and a porosity with an equivalent circle diameter of 50 ⁇ m or more in each field was extracted.
  • the number per unit area (pieces / cm 2 ) of porosity having an equivalent circle diameter of 50 ⁇ m or more is calculated, and the maximum value among the calculated values is defined as the A value (pieces / cm 2 ) of the aluminum alloy thick plate.
  • B of the aluminum alloy thick plate means that the position of the central portion in the plate thickness direction and the plate width direction is 0.12 Wa, 0.
  • Each position of 16 Wa, 0.21 Wa, 0.25 Wa, and 0.30 Wa is observed with a measurement visual field of 10 mm ⁇ 10 mm using an optical microscope, and a porosity with an equivalent circle diameter of 50 ⁇ m or more in each visual field is extracted.
  • the number (number / cm 2 ) per unit area of porosity with an equivalent circle diameter of 50 ⁇ m or more is calculated, and the maximum value among the calculated values is defined as the B value (number / cm 2 ) of the aluminum alloy thick plate.
  • the aluminum alloy thick plate according to the first embodiment of the present invention is manufactured, for example, by the method for manufacturing the aluminum alloy thick plate according to the first embodiment of the present invention described below.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy thick plate of the 1st form of this invention shown below is only an example for manufacturing the aluminum alloy thick plate of the 1st form of this invention, The 1st form of this invention
  • the form of the aluminum alloy thick plate is not limited to that manufactured by the method for manufacturing the aluminum alloy thick plate of the first aspect of the present invention.
  • an ingot of aluminum alloy having the composition of the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the present invention is formed by direct chill casting (Direct Chill casting). Casting, then chamfering the ingot, heating, hot rolling, and then cutting the hot rolled product to produce an aluminum alloy thick plate,
  • the amount of hydrogen gas in the molten aluminum alloy is 0.15 ml / 100 g Al or less
  • the width of the aluminum alloy thick plate in a cross section perpendicular to the casting direction of the manufactured aluminum alloy thick plate is Wa, the center in the plate width direction is 0 position, and the plate end in the plate width direction is 0.50 Wa position.
  • the cooling rate in the ingot range corresponding to the range of 0.39 Wa to 0.48 Wa at the position in the plate width direction of the manufactured aluminum alloy thick plate is 0.4 to 0.6 ° C /
  • the cooling rate in the ingot range corresponding to the range of 0.12 Wa to 0.30 Wa at a position in the plate width direction of the manufactured aluminum alloy thick plate is less than 0.4 ° C./second age, A method of manufacturing an aluminum alloy thick plate in which the total rolling reduction of the hot rolling is 30 to 60% is preferable.
  • an aluminum alloy ingot having the composition of the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the present invention is first cast by direct chill casting.
  • Examples of the aluminum alloy cast by direct chill casting according to the method for producing an aluminum alloy thick plate of the first aspect of the present invention include (3) 2.0 to 5.0 mass% Mg, preferably 2.0 An aluminum alloy containing up to 4.2% by weight of Mg, the balance being inevitable impurities and Al, (4) 2.0 to 5.0% by weight of Mg, preferably 2.0 to 4.2% by weight of Mg And 0.15 mass% or less of Ti, 0.35 mass% or less of Cr, 1.00 mass% or less of Mn, 0.40 mass% or less of Fe, and 0.40 mass% or less of Si. 1 type or 2 types or more are included, and the aluminum alloy which consists of remainder unavoidable impurities and Al is mentioned.
  • a molten aluminum alloy having a predetermined composition is prepared, subjected to degassing and inclusion removal treatment, and cooled.
  • the amount of hydrogen gas in the molten aluminum alloy is 0.15 ml / 100 gAl or less.
  • the A value of the aluminum alloy thick plate is 160 pieces / cm 2 or less, preferably 100 pieces / cm 2 or less.
  • the amount of hydrogen gas in the molten aluminum alloy exceeds the above range in casting, coarse porosity increases, so that the fatigue life characteristics in the decompression vessel frame are lowered.
  • the width of the aluminum alloy thick plate in a cross section perpendicular to the casting direction of the aluminum alloy thick plate after production is defined as Wa.
  • Wa the width of the aluminum alloy thick plate in a cross section perpendicular to the casting direction of the aluminum alloy thick plate after production.
  • the cooling rate in the ingot range corresponding to this range is set to less than 0.4 ° C./second.
  • a cooling rate in the ingot range corresponding to a range of 0.39 Wa to 0.48 Wa at the position in the plate width direction of the aluminum alloy thick plate after production and (iv) production
  • the cooling rate in the ingot range corresponding to the range of 0.12 Wa to 0.30 Wa at the position in the plate width direction of the subsequent aluminum alloy thick plate is set to the above range
  • the A value of the aluminum alloy thick plate is 160 pieces / cm 2 or less, preferably 100 pieces / cm 2 or less
  • the B value of the aluminum alloy thick plate is 1.15 times or more, preferably 1.5 times or more of the A value of the aluminum alloy thick plate.
  • the cooling rate in the corresponding ingot range is increased to 0.4 to 0.6 ° C./second, and the portion corresponding to the portion not related to the fatigue life in the decompression vessel frame, that is, (iv )
  • the casting rate was reduced to less than 0.4 ° C./second.
  • the occurrence of large porosity in the ingot range corresponding to the range of 0.39 Wa to 0.48 Wa at the position in the plate width direction of the manufactured aluminum alloy thick plate is reduced (iv ) Polo
  • the occurrence of tee can be concentrated in the center than 0.30Wa in the plate width direction of the position of the aluminum alloy thick plate after manufacture, A value of the aluminum alloy thick plate is 160 / cm 2 or less, preferably Decreases to 100 pieces / cm 2 or less.
  • the cooling rate in the ingot range corresponding to the range of 0.39 Wa to 0.48 Wa at the position in the plate width direction of the aluminum alloy thick plate after manufacture is set to 0.
  • Specific methods include installing multiple melt replenishing nozzles in the mold so that a strong molten aluminum alloy flows at the position, making the molten metal distributor in the mold an appropriate size, and installing in the mold. For example, applying a strong flow of molten aluminum alloy to the position with a molten metal pump.
  • the ingot obtained by chamfering is formed for the purpose of eliminating microsegregation and heating before rolling. , 500 to 550 ° C., preferably 510 to 540 ° C.
  • the face ingot and the heated ingot are hot-rolled.
  • the ingot that has been face-cut and heated is hot-rolled in multiple passes at 400 to 510 ° C., preferably 450 to 505 ° C. .
  • the total rolling reduction is 30 to 60%.
  • the total rolling reduction ratio (%) of hot rolling is the thickness reduction ratio after the last pass with respect to the thickness before the first pass of hot rolling, and “((plate thickness before the first pass). “t1-plate thickness after the last pass t2) / plate thickness before the first pass t1) ⁇ 100”.
  • the thickness of the ingot before hot rolling according to the method for producing the aluminum alloy thick plate of the first aspect of the present invention is preferably 500 to 750 mm.
  • the hot rolled product obtained by hot rolling is cut to obtain the aluminum alloy thick plate of the present invention.
  • the aluminum alloy plate of the second aspect of the present invention is an aluminum alloy plate made of an aluminum alloy containing 2.0 to 5.0% by mass of Mg and 0.4% by mass or less of Fe,
  • the thickness of the aluminum alloy thick plate is 300 to 400 mm,
  • the plate width of the aluminum alloy thick plate in a cross section perpendicular to the casting direction is Wa
  • the center in the plate width direction is 0 position
  • the plate end in the plate width direction is 0.50 Wa position
  • positions in the center portion in the plate thickness direction and in the plate width direction are 0.12 Wa, 0.16 Wa, 0.21 Wa, 0.25 Wa and.
  • FIG. 1 is a schematic view of an embodiment of the aluminum alloy thick plate of the present invention, and is a perspective view.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view of the aluminum alloy thick plate of FIG. 1 cut along a plane perpendicular to the casting direction.
  • an aluminum alloy thick plate 1 is manufactured by casting an aluminum alloy ingot adjusted to a predetermined composition, and chamfering, heating, hot rolling, and cutting the resulting ingot. It has been done.
  • a casting direction 4 is a direction in which an aluminum alloy ingot, which is a raw material for manufacturing the aluminum alloy thick plate 1, is drawn.
  • the plate thickness direction 6 is the plate thickness direction of the aluminum alloy thick plate 1 and is perpendicular to the casting direction 4.
  • the plate width direction 5 is the width direction of the aluminum alloy thick plate 1 in a cross section perpendicular to the casting direction 4, and is the direction perpendicular to the casting direction 4 and perpendicular to the plate thickness direction 6. .
  • the 0.39 Wa position 7 indicates a position that is 0.39 Wa away from the 0 position in the plate width direction.
  • the 0.40 Wa position is a position that is 0.40 Wa away from the 0 position in the plate width direction
  • the 0.42 Wa position is 0.42 Wa from the 0 position in the plate width direction.
  • the 0.44 Wa position is a position that is 0.44 Wa away from the 0 position in the plate width direction
  • the 0.46 Wa position is a position that is 0.46 Wa away from the 0 position in the plate width direction.
  • the 0.48 Wa position is a position away from the 0 position by 0.48 Wa in the plate width direction.
  • the aluminum alloy thick plate according to the second aspect of the present invention is formed of an aluminum alloy containing 2.0 to 5.0% by mass of Mg and 0.4% by mass or less. That is, the aluminum alloy thick plate of the present invention is made of an aluminum alloy.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the second aspect of the present invention is an aluminum alloy containing 2.0 to 5.0% by mass of Mg and 0.4% by mass or less of Fe.
  • the Mg content of the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the present invention is preferably 2.0 to 4.2% by mass, and the Fe content is preferably 0.05 to 0.2% by mass, Particularly preferred is 0.1 to 0.2% by mass.
  • Mg has a function of improving the strength by dissolving in Al. If the Mg content in the aluminum alloy is less than the above range, the effect of improving the strength is small, and if it exceeds the above range, coarse Al—Mg—Si based crystals and Mg—Si based crystals in the aluminum alloy are present.
  • Fe is dispersed as an Al—Fe-based compound and functions to refine crystal grains.
  • the Fe content in the aluminum alloy exceeds the above range, a large number of coarse intermetallic compounds such as Al—Fe, Al—Fe—Mn, and Al—Fe—Si are crystallized.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the second aspect of the present invention contains 2.0 to 5.0 mass% Mg, preferably 2.0 to 4.2 mass% Mg and 0.4 mass% or less.
  • Fe preferably 0.05 to 0.2 mass% Fe, particularly preferably 0.1 to 0.2 mass% Fe, 0.15 mass% or less Ti, 0.35 mass% or less Any one or more of Cr, 1.00 mass% or less of Mn and 0.40 mass% or less of Si can be contained.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the second aspect of the present invention can contain 0.15% by mass or less of Ti, preferably 0.005 to 0.15% by mass of Ti.
  • Ti is an element that contributes to the refinement of the crystal grain structure of the ingot.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the second aspect of the present invention can contain 0.35 mass% or less of Cr, preferably 0.01 to 0.35 mass% of Cr.
  • Cr forms an Al—Cr-based compound and functions to refine crystal grains.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the second aspect of the present invention can contain 1.00% by mass or less of Mn, preferably 0.4 to 1.00% by mass of Mn.
  • Mn dissolves in Al, and at the same time, it disperses as Al—Mn-based fine precipitates to improve the strength and to refine crystal grains.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the second aspect of the present invention can contain 0.40% by mass or less of Si, preferably 0.05 to 0.40% by mass of Si. Further, since Si is one of impurities contained in Al, an industrially produced aluminum alloy usually contains 0.05% by mass or more of Si as an impurity.
  • the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the second aspect of the present invention additionally contains 0.17% by mass or less of Cu, 0.044% by mass or less of Zn, and 0.008% by mass or less of Ni. May be. Or in the aluminum alloy which concerns on the aluminum alloy thick board of this invention, inclusion of the impurity element below the upper limit permitted as an impurity of 5000 series aluminum alloy is accept
  • Examples of the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the second aspect of the present invention include an aluminum alloy (1) of the following form example.
  • the aluminum alloy (1) according to the aluminum alloy thick plate of the present invention contains 2.0 to 5.0 mass% Mg, preferably 2.0 to 4.2 mass% Mg and 0.4 mass% or less Fe.
  • the aluminum alloy preferably contains 0.05 to 0.2% by mass of Fe, particularly preferably 0.1 to 0.2% by mass of Fe, and the balance is inevitable impurities and Al.
  • the aluminum alloy (1) according to the aluminum alloy thick plate of the second aspect of the present invention contains 2.0 to 5.0% by mass of Mg, preferably 2.0 to 4.2% by mass of Mg and 0.4%.
  • Fe of mass% or less preferably 0.05 to 0.2 mass% of Fe, particularly preferably 0.1 to 0.2 mass% of Fe, further 0.15 mass% or less of Ti, preferably 0.005 to 0.15 mass% Ti, 0.35 mass% or less Cr, preferably 0.01 to 0.35 mass% Cr, 1.00 mass% or less Mn, preferably 0.01 to One or more of 1.00% by mass of Mn and 0.40% by mass or less of Si, preferably 0.05 to 0.40% by mass of Si may be contained.
  • the aluminum alloy (1) according to the aluminum alloy thick plate of the second aspect of the present invention includes 0.17% by mass or less of Cu, 0.044% by mass or less of Zn, and 0.008% by mass or less of Ni. It may contain. Or in the aluminum alloy (1) which concerns on the aluminum alloy thick plate of this invention, inclusion of the impurity element below the upper limit permitted as an impurity of 5000 series aluminum alloy is also accept
  • the thickness of the aluminum alloy thick plate according to the second embodiment of the present invention is 300 to 400 mm.
  • a plate thickness in which porosity is not crushed in the rolling process and a decrease in fatigue strength is a problem is usually 300 to 400 mm.
  • the plate width of the aluminum alloy thick plate in a cross section perpendicular to the casting direction is Wa
  • the center in the plate width direction is 0 position
  • the plate end in the plate width direction is Is 0.50 Wa position
  • the position in the plate thickness direction and the plate width direction is 0.39 Wa, 0.40 Wa, 0.42 Wa, 0.44 Wa, 0.46 Wa and 0.48 Wa, respectively.
  • the maximum value of the number per unit area of the crystallized substance having a maximum length of 60 ⁇ m or more at the position is A (pieces / cm 2 ), and (ii) the position in the plate thickness direction central portion and the plate width direction is 0.12 Wa, Assuming that the maximum value of the number per unit area of the crystallized material having a maximum length of 60 ⁇ m or more at each position of 0.16 Wa, 0.21 Wa, 0.25 Wa and 0.30 Wa is B (pieces / cm 2 ), A but 700 pieces / cm 2 or less There, and, B is more than 1.3 times A, and preferably 1.5 times or more.
  • 500 / cm 2 or more is preferable, 300 / cm 2 or more is more preferable, and 150 / cm 2 or more is particularly preferable.
  • the value A of the aluminum alloy thick plate means that the position in the plate thickness direction central portion and the plate width direction is 0.39 Wa, 0.40 Wa,.
  • Each position of 42Wa, 0.44Wa, 0.46Wa and 0.48Wa is observed with a measurement field of view 10 mm ⁇ 10 mm using an optical microscope, and a crystallized product with a maximum length of 60 ⁇ m or more in each field is extracted.
  • the number per unit area (pieces / cm 2 ) of crystallized substances of 60 ⁇ m or more is calculated, and the maximum value among the calculated values is defined as the A value (pieces / cm 2 ) of the aluminum alloy thick plate.
  • B of the aluminum alloy thick plate means that the position of the central portion in the plate thickness direction and the plate width direction is 0.12 Wa, 0.
  • Each position of 16Wa, 0.21Wa, 0.25Wa and 0.30Wa was observed with an optical microscope at a measurement visual field of 10 mm ⁇ 10 mm, and a crystallized product having a maximum length of 60 ⁇ m or more was extracted from each field.
  • the number of crystallized substances of 60 ⁇ m or more per unit area (pieces / cm 2 ) is calculated, and the maximum value among the calculated values is defined as the B value (pieces / cm 2 ) of the aluminum alloy thick plate.
  • the aluminum alloy thick plate according to the second aspect of the present invention is manufactured, for example, by the method for manufacturing the aluminum alloy thick plate according to the second aspect of the present invention described below.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy thick plate of the 2nd form of this invention shown below is only an example for manufacturing the aluminum alloy thick plate of the 2nd form of this invention, and the 2nd form of this invention
  • the form of the aluminum alloy thick plate is not limited to that manufactured by the method for manufacturing the aluminum alloy thick plate of the second aspect of the present invention.
  • an ingot of aluminum alloy having the composition of the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the present invention is formed by direct chill casting (Direct Chill casting). Casting, then chamfering the ingot, heating, hot rolling, and then cutting the hot rolled product to produce an aluminum alloy thick plate,
  • the width of the aluminum alloy thick plate in a cross section perpendicular to the casting direction of the manufactured aluminum alloy thick plate is Wa, the center in the plate width direction is 0 position, and the plate end in the plate width direction is 0.50 Wa position.
  • the cooling rate in the ingot range corresponding to the range of 0.39 Wa to 0.48 Wa at the position in the plate width direction of the manufactured aluminum alloy thick plate is 0.4 to 0.6 ° C /
  • the cooling rate in the ingot range corresponding to the range of 0.12 Wa to 0.30 Wa at a position in the plate width direction of the manufactured aluminum alloy thick plate is less than 0.4 ° C./second age, A method of manufacturing an aluminum alloy thick plate in which the total rolling reduction of the hot rolling is 30 to 60% is preferable.
  • an ingot of aluminum alloy having the composition of the aluminum alloy according to the aluminum alloy thick plate of the present invention is cast by direct chill casting.
  • Examples of the aluminum alloy cast by direct chill casting according to the method for producing an aluminum alloy thick plate of the second aspect of the present invention include (3) 2.0 to 5.0 mass% Mg, preferably 2.0 -4.2 wt% Mg and 0.4 wt% or less Fe, preferably 0.05-0.2 wt% Fe, particularly preferably 0.1-0.2 wt% Fe, Aluminum alloy consisting of balance inevitable impurities and Al, (4) 2.0 to 5.0 mass% Mg, preferably 2.0 to 4.2 mass% Mg and 0.4 mass% or less Fe, preferably Is 0.05 to 0.2 mass% Fe, particularly preferably 0.1 to 0.2 mass% Fe, 0.15 mass% or less Ti, 0.35 mass% or less Cr, 1.00 Any one or two of Mn of mass% or less and Si of 0.40 mass or less Above and contains a, aluminum alloy and the balance inevitable impurities and Al.
  • a molten aluminum alloy having a predetermined composition is prepared, subjected to degassing and deinclusion treatment, and cooled.
  • the width of the aluminum alloy thick plate in a cross section perpendicular to the casting direction of the aluminum alloy thick plate after manufacture is defined as Wa.
  • Wa the width of the aluminum alloy thick plate in a cross section perpendicular to the casting direction of the aluminum alloy thick plate after manufacture.
  • the cooling rate in the ingot range corresponding to this range is set to less than 0.4 ° C./second.
  • a cooling rate in the ingot range corresponding to a range of 0.39 Wa to 0.48 Wa at the position in the plate width direction of the aluminum alloy thick plate after production and (iv) production
  • the cooling rate in the ingot range corresponding to the range of 0.12 Wa to 0.30 Wa at the position in the plate width direction of the subsequent aluminum alloy thick plate is set to the above range
  • the A value of the aluminum alloy thick plate is 700 pieces / cm 2 or less, preferably 500 pieces / cm 2 or less
  • the B value of the aluminum alloy thick plate is 1.3 times or more, preferably 1.5 times or more of the A value of the aluminum alloy thick plate.
  • the cooling rate in the corresponding ingot range is increased to 0.4 to 0.6 ° C./second, and the portion corresponding to the portion not related to the fatigue life in the decompression vessel frame, that is, (iv )
  • the casting rate was reduced to less than 0.4 ° C./second.
  • Specific methods include installing multiple melt replenishing nozzles in the mold so that a strong molten aluminum alloy flows at the position, making the molten metal distributor in the mold an appropriate size, and installing in the mold. For example, applying a strong flow of molten aluminum alloy to the position with a molten metal pump.
  • the ingot obtained by chamfering is formed for the purpose of eliminating microsegregation and heating before rolling. , 500 to 550 ° C., preferably 510 to 540 ° C.
  • the face ingot and the heated ingot are hot-rolled.
  • the ingot that has been face-cut and heated is hot-rolled in multiple passes at 400 to 510 ° C., preferably 450 to 505 ° C. .
  • the total rolling reduction is 30 to 60%.
  • the total rolling reduction ratio (%) of hot rolling is the thickness reduction ratio after the last pass with respect to the thickness before the first pass of hot rolling, and “((plate thickness before the first pass). “t1-plate thickness after the last pass t2) / plate thickness before the first pass t1) ⁇ 100”.
  • the thickness of the ingot before hot rolling according to the method for producing the aluminum alloy thick plate of the second aspect of the present invention is preferably 500 to 750 mm.
  • the hot rolled product obtained by hot rolling is cut to obtain the aluminum alloy thick plate of the present invention.
  • ⁇ Aluminum alloy thick plate according to the first aspect of the present invention> (Examples 1 to 17 and Comparative Examples 1 and 2) Using the molten metal and the amount of hydrogen gas having the composition shown in Table 1, an ingot having a length of 4000 mm, a width of 2000 mm, and a thickness of 650 mm is produced by semi-continuous casting, and unhealthy portions on the casting start side and end side are cut. After removing the unhealthy structure in the vicinity of the casting surface and removing the unhealthy structure, heating is performed at 510 ° C., followed by hot rolling at a total rolling reduction of 44%, and an aluminum alloy thick plate of length 3200 mm ⁇ width 2600 mm ⁇ thickness 340 mm Manufactured.
  • the cooling rate during ingot solidification is 0.52 ° C. in the ingot range corresponding to the range of 0.39 Wa to 0.48 Wa at the position in the plate width direction of the manufactured aluminum alloy thick plate.
  • the cooling rate in the ingot range corresponding to the range of 0.12 Wa to 0.30 Wa at the position in the plate width direction of the aluminum alloy thick plate after production was adjusted to 0.02 ° C./sec. .
  • the cooling rate was calculated by investigating the DAS interval from the captured photograph and converting it to the cooling rate. Subsequently, A value and B value of the obtained aluminum alloy thick plate were obtained. Moreover, the tensile test, the ductility test, and the fatigue life test were done about the obtained aluminum alloy thick plate.
  • the obtained aluminum alloy thick plate is sliced to a thickness of about 30 mm in a direction perpendicular to the casting direction, and then the obtained cut product is cut in a plane parallel to the casting direction and the thickness direction to obtain a cut surface.
  • the center part in the plate thickness direction was imaged at a magnification of 50 times in a continuous field of 10 mm ⁇ 10 mm using an optical microscope. After imaging with an optical microscope, each position in the plate width direction is 0.39 Wa, 0.40 Wa, 0.42 Wa, 0.44 Wa, 0.46 Wa, and 0.48 Wa, and each image is analyzed using image analysis software.
  • ⁇ Tensile test, ductility test, fatigue life test> A test piece was taken from the portion of the obtained aluminum alloy thick plate where the center in the plate thickness direction and the position in the plate width direction was the specified position of the A value, and subjected to a tensile test, a ductility test, and a fatigue life test. A case where the tensile strength was 200 MPa or more, the ductility (elongation) was 20% or more, and the fatigue strength was 9 ksi ⁇ 5 Mcycles or more was determined as pass “ ⁇ ”. The results are shown in Table 1.
  • Examples 1 to 17 were excellent materials in terms of strength, elongation, and fatigue strength because the A value and B value satisfied the specified values.
  • the comparative example 1 had Mg less than 2.0 mass%, intensity
  • Mg exceeded 5.0 mass% since Mg exceeded 5.0 mass%, the hydrogen solubility in the Al—Mg alloy molten metal increased, the A value and the B value increased, and the fatigue strength decreased.
  • Examples 18 to 21, Comparative Examples 3 to 4 Using the molten metal having the composition shown in Table 2 and the amount of hydrogen gas, an ingot of length 4000 mm ⁇ width 1800 mm ⁇ arbitrary thickness is produced by semi-continuous casting, and unsound portions on the casting start side and end side are measured. After cutting and removing the unhealthy structure in the vicinity of the casting surface, heating at 510 ° C., followed by hot rolling at the total reduction shown in Table 2, length 3200 mm ⁇ width 1800 mm ⁇ arbitrary thickness Aluminum alloy planks were produced.
  • the cooling rate at the time of ingot solidification is the rate shown in Table 2 in the ingot range corresponding to the range of 0.39 Wa to 0.48 Wa at the position in the plate width direction of the manufactured aluminum alloy thick plate.
  • the cooling rate in the ingot range corresponding to the range of 0.12 Wa to 0.30 Wa at the position in the plate width direction of the aluminum alloy thick plate after manufacture was adjusted to the speed shown in Table 2. Moreover, it adjusted so that it might become the total rolling reduction shown in Table 2 with the thickness of an ingot and the thickness after hot rolling.
  • the cooling rate was calculated by investigating the DAS interval from the captured photograph and converting it to the cooling rate. Subsequently, A value and B value of the obtained aluminum alloy thick plate were obtained. Moreover, the tensile test, the ductility test, and the fatigue life test were done about the obtained aluminum alloy thick plate. The results are shown in Table 2.
  • Examples 18 to 21 were excellent materials in terms of strength, elongation, and fatigue strength because the A value and B value satisfied the specified values.
  • the comparative example 3 was performed by the conventional casting method which does not adjust the amount of molten metal which hits a solidification interface using a molten metal pump. Since the cooling rate at a corresponding position of the ingot to be the target of the A value was slow, the A value was large and the fatigue life was low. Further, in Comparative Example 4, when the molten metal pump was adjusted to further increase the cooling rate at the corresponding position of the ingot that is the target of the A value, The casting surface melted and casting was not possible.
  • ⁇ Aluminum alloy thick plate according to the second aspect of the present invention> (Examples 22 to 39 and Comparative Examples 5 to 7)
  • a molten metal having the composition shown in Table 3 an ingot having a length of 4000 mm, a width of 2000 mm, and a thickness of 650 mm is produced by semi-continuous casting, and unsound portions on the casting start side and the ending side are cut and removed. After chamfering the unhealthy structure near the skin, it was heated at 510 ° C., and then hot-rolled at a total rolling reduction of 44% to produce an aluminum alloy thick plate having a length of 3200 mm ⁇ width of 2600 mm ⁇ thickness of 340 mm.
  • the cooling rate during ingot solidification is 0.52 ° C. in the ingot range corresponding to the range of 0.39 Wa to 0.48 Wa at the position in the plate width direction of the manufactured aluminum alloy thick plate.
  • the cooling rate in the ingot range corresponding to the range of 0.12 Wa to 0.30 Wa at the position in the plate width direction of the aluminum alloy thick plate after production was adjusted to 0.02 ° C./sec. .
  • the cooling rate was calculated by investigating the DAS interval from the captured photograph and converting it to the cooling rate. Subsequently, A value and B value of the obtained aluminum alloy thick plate were obtained. Moreover, the tensile test, the ductility test, and the fatigue life test were done about the obtained aluminum alloy thick plate.
  • the obtained aluminum alloy thick plate is sliced to a thickness of about 30 mm in a direction perpendicular to the casting direction, and then the obtained cut product is cut in a plane parallel to the casting direction and the thickness direction to obtain a cut surface.
  • the center part in the plate thickness direction was imaged at a magnification of 50 times in a continuous field of 10 mm ⁇ 10 mm using an optical microscope. After imaging with an optical microscope, each position in the plate width direction is 0.39 Wa, 0.40 Wa, 0.42 Wa, 0.44 Wa, 0.46 Wa, and 0.48 Wa, and each image is analyzed using image analysis software.
  • a crystallized substance having a maximum length of 60 ⁇ m or more is extracted, and the number of crystallized substances having a maximum length of 60 ⁇ m or more per unit area (pieces / cm 2 ) is calculated. cm 2 ).
  • a crystal having a maximum length of 60 ⁇ m or more using image analysis software. Extracts were extracted, the number per unit area (pieces / cm 2 ) was calculated, and the maximum value among them was B (pieces / cm 2 ).
  • ⁇ Tensile test, ductility test, fatigue life test> A test piece was taken from the portion of the obtained aluminum alloy thick plate where the center in the plate thickness direction and the position in the plate width direction was the specified position of the A value, and subjected to a tensile test, a ductility test, and a fatigue life test. A case where the tensile strength was 200 MPa or more, the ductility (elongation) was 20% or more, and the fatigue strength was 9 ksi ⁇ 5 Mcycles or more was determined as pass “ ⁇ ”. The results are shown in Table 1.
  • Examples 22 to 39 were excellent materials in terms of strength, elongation, and fatigue strength because the A value and B value satisfied the specified values.
  • the comparative example 5 had less than 2.0 mass% of Mg, intensity
  • Mg exceeded 5.0% by mass
  • a value and B value increased, fatigue strength Became lower.
  • Fe exceeded 0.4 mass%, Al—Fe, Al—Fe—Mn, and Al—Fe—Si based crystals in the aluminum alloy increased. The value increased and the fatigue strength decreased.
  • Examples 40 to 43, Comparative Examples 8 to 9 Using a molten metal having the composition shown in Table 4, a semi-continuous casting produces an ingot of length 4000 mm ⁇ width 1800 mm ⁇ arbitrary thickness, and cuts and removes unhealthy components on the casting start side and end side, After chamfering the unhealthy structure in the vicinity of the casting surface, it is heated at 510 ° C. and then hot rolled at the total reduction shown in Table 2 to obtain an aluminum alloy thick plate of length 3200 mm ⁇ width 1800 mm ⁇ arbitrary thickness Manufactured.
  • the cooling rate at the time of ingot solidification is the rate shown in Table 2 in the ingot range corresponding to the range of 0.39 Wa to 0.48 Wa at the position in the plate width direction of the manufactured aluminum alloy thick plate.
  • the cooling rate in the ingot range corresponding to the range of 0.12 Wa to 0.30 Wa at the position in the plate width direction of the aluminum alloy thick plate after manufacture was adjusted to the speed shown in Table 2. Moreover, it adjusted so that it might become the total rolling reduction shown in Table 2 with the thickness of an ingot and the thickness after hot rolling.
  • the cooling rate was calculated by investigating the DAS interval from the captured photograph and converting it to the cooling rate. Subsequently, A value and B value of the obtained aluminum alloy thick plate were obtained. Moreover, the tensile test, the ductility test, and the fatigue life test were done about the obtained aluminum alloy thick plate. The results are shown in Table 2.
  • Examples 40 to 43 were excellent materials in terms of strength, elongation, and fatigue strength because the A value and B value satisfied the specified values.
  • the comparative example 8 was performed by the conventional casting method which does not adjust the amount of molten metal which hits a solidification interface using a molten metal pump. Since the cooling rate at a corresponding position of the ingot to be the target of the A value was slow, the A value was large and the fatigue life was low. Further, in Comparative Example 9, the molten metal pump was adjusted to further increase the cooling rate at the corresponding position of the ingot that is the target of the A value. The casting surface melted and casting was not possible.

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Abstract

２．０～５．０質量％のＭｇを含有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金厚板であり、該アルミニウム合金厚板の板厚が３００～４００ｍｍであり、（ｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの各位置における円相当径５０μｍ以上のポロシティの個数のうちの最大値をＡ（個／ｃｍ２）とし、（ｉｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．１２Ｗａ～０．３０Ｗａの各位置における円相当径５０μｍ以上のポロシティの個数のうちの最大値をＢ（個／ｃｍ２）とすると、Ａが１６０個／ｃｍ２以下であり、且つ、ＢがＡの１．１５倍以上であること、を特徴とするアルミニウム合金厚板。　本発明によれば、減圧容器のフレーム部用の材料として適切な、疲労強度特性に優れるＡｌ－Ｍｇ系のアルミニウム合金合厚板を提供することができる。

Description

アルミニウム合金厚板
　本発明は、太陽電池製造装置や液晶パネル製造装置などの大気圧と真空を繰り返す減圧容器のフレームに用いられるアルミニウム合金製の厚板に関する。
　大気圧と真空を繰り返す減圧容器のフレーム部には、繰り返し応力が作用するため、高疲労強度特性が要求されている。
　疲労強度悪化の要因として、材料内のポロシティが挙げられる。あるいは、疲労強度悪化の要因として、材料内のポロシティ及び粗大晶出物が挙げられる。一般に、スラブを圧延すると内部のポロシティは、圧力を受けることにより、徐々に小さくなり、薄板においては問題はなくなるが、圧下率の小さい厚さ３００ｍｍ以上の厚板においては、逆に、スラブにおけるポロシティよりも大きくなることが確認されている（特許文献１等参照）。
　そこで、従来は、減圧容器のフレーム部用の材料としては、ポロシティ量の少ない６０６１合金が用いられていた。例えば、特許文献２には、減圧容器のフレーム部用の材料として、６０６１合金を用いることが記載されている。
特開２００９－９０３７２号公報 特開２０１１－２１４１４９号公報
　しかし、６０６１合金にて要求強度を出すためには、圧延後に熱処理工程が必要となるため、製造コストが高いことが問題となっていた。
　それに対して、Ａｌ－Ｍｇ系合金を減圧容器のフレーム部に用いる場合、上記熱処理工程が不要となるため製造コストが下げられる。一方で、Ａｌ－Ｍｇ系合金は、６０６１合金に比べてＭｇ含有量が多いため、材料内のポロシティ数が増加し、疲労強度特性に悪影響を与える。
　また、Ａｌ－Ｍｇ系合金を減圧容器のフレーム部に用いる場合、上記熱処理工程が不要となるため製造コストが下げられる一方で、Ａｌ－Ｍｇ系合金は、より高合金系となるため、Ｍｇ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物が多数晶出する。これらは疲労亀裂が伝播する経路となるため、疲労強度特性に一層悪影響を与える。
　従って、本発明の目的は、減圧容器のフレーム部用の材料として適切な、疲労強度特性に優れるＡｌ－Ｍｇ系のアルミニウム合金合厚板を提供することにある。
　上記本発明の課題は、以下の本発明によって解決される。
　すなわち、本発明（１）は、２．０～５．０質量％のＭｇを含有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金厚板であり、
　該アルミニウム合金厚板の板厚が３００～４００ｍｍであり、
　鋳造方向に対し垂直な断面における該アルミニウム合金厚板の板幅をＷａとし、板幅方向の中心を０位置とし、板幅方向の板端を０．５０Ｗａ位置としたときに、（ｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．３９Ｗａ、０．４０Ｗａ、０．４２Ｗａ、０．４４Ｗａ、０．４６Ｗａ及び０．４８Ｗａの各位置における円相当径５０μｍ以上のポロシティの単位面積当たりの個数のうちの最大値をＡ（個／ｃｍ２）とし、（ｉｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．１２Ｗａ、０．１６Ｗａ、０．２１Ｗａ、０．２５Ｗａ及び０．３０Ｗａの各位置における円相当径５０μｍ以上のポロシティの単位面積当たりの個数のうちの最大値をＢ（個／ｃｍ２）とすると、Ａが１６０個／ｃｍ２以下であり、且つ、ＢがＡの１．１５倍以上であること、
を特徴とするアルミニウム合金厚板を提供するものである。
　また、本発明（２）は、前記アルミニウム合金が、０．１５質量％以下のＴｉ、０．３５質量％以下のＣｒ、１．００質量％以下のＭｎ、０．４０質量％以下のＦｅ及び０．４０質量％以下のＳｉのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）のアルミニウム合金厚板を提供するものである。
　また、本発明（３）は、２．０～５．０質量％のＭｇ及び０．４質量％以下のＦｅを含有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金厚板であり、
　該アルミニウム合金厚板の板厚が３００～４００ｍｍであり、
　鋳造方向に対し垂直な断面における該アルミニウム合金厚板の板幅をＷａとし、板幅方向の中心を０位置とし、板幅方向の板端を０．５０Ｗａ位置としたときに、（ｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．３９Ｗａ、０．４０Ｗａ、０．４２Ｗａ、０．４４Ｗａ、０．４６Ｗａ及び０．４８Ｗａの各位置における最大長６０μｍ以上の晶出物の単位面積当たりの個数のうちの最大値をＡ（個／ｃｍ２）とし、（ｉｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．１２Ｗａ、０．１６Ｗａ、０．２１Ｗａ、０．２５Ｗａ及び０．３０Ｗａの各位置における最大長６０μｍ以上の晶出物の単位面積当たりの個数のうちの最大値をＢ（個／ｃｍ２）とすると、Ａが７００個／ｃｍ２以下であり、且つ、ＢがＡの１．３倍以上であること、
を特徴とするアルミニウム合金厚板を提供するものである。
　また、本発明（４）は、前記アルミニウム合金が、０．１５質量％以下のＴｉ、０．３５質量％以下のＣｒ、１．００質量％以下のＭｎ及び０．４０質量％以下のＳｉのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする（３）のアルミニウム合金厚板を提供するものである。
　本発明によれば、減圧容器のフレーム部用の材料として適切な、疲労強度特性に優れるＡｌ－Ｍｇ系のアルミニウム合金合厚板を提供することができる。
本発明のアルミニウム合金厚板の形態例の模式図である。 図１のアルミニウム合金厚板を、鋳造方向に対し垂直な面で切った断面図である。
＜本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板＞
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板は、２．０～５．０質量％のＭｇを含有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金厚板であり、
　該アルミニウム合金厚板の板厚が３００～４００ｍｍであり、
　鋳造方向に対し垂直な断面における該アルミニウム合金厚板の板幅をＷａとし、板幅方向の中心を０位置とし、板幅方向の板端を０．５０Ｗａ位置としたときに、（ｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．３９Ｗａ、０．４０Ｗａ、０．４２Ｗａ、０．４４Ｗａ、０．４６Ｗａ及び０．４８Ｗａの各位置における円相当径５０μｍ以上のポロシティの単位面積当たりの個数のうちの最大値をＡ（個／ｃｍ２）とし、（ｉｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．１２Ｗａ、０．１６Ｗａ、０．２１Ｗａ、０．２５Ｗａ及び０．３０Ｗａの各位置における円相当径５０μｍ以上のポロシティの単位面積当たりの個数のうちの最大値をＢ（個／ｃｍ２）とすると、Ａが１６０個／ｃｍ２以下であり、且つ、ＢがＡの１．１５倍以上であること、
を特徴とするアルミニウム合金厚板である。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板について、図１及び図２を参照して説明する。図１は、本発明のアルミニウム合金厚板の形態例の模式図であり、斜視図である。図２は、図１のアルミニウム合金厚板を、鋳造方向に対し垂直な面で切った断面図である。図１中、アルミニウム合金厚板１は、所定の組成に調整されたアルミニウム合金の鋳塊を鋳造し、得られた鋳塊を、面削し、加熱し、熱間圧延し、切断して製造されたものである。
　図１中、鋳造方向４は、アルミニウム合金厚板１の製造の原材料であるアルミニウム合金の鋳塊が鋳造されるときに引き出される方向である。また、板厚方向６は、アルミニウム合金厚板１の板の厚み方向であり、鋳造方向４に対して垂直である。また、板幅方向５は、鋳造方向４に対して垂直な断面におけるアルミニウム合金厚板１の幅の方向であり、鋳造方向４に対して垂直且つ板厚方向６に対して垂直な方向である。
　図２中、鋳造方向に対し垂直な断面における板厚方向の中心位置の集合を、中心線８とすると、板厚方向中央部分とは、中心線８上及びその近傍の部分を指す。そして、鋳造方向に対し垂直な断面におけるアルミニウム合金厚板１の板幅、すなわち、中心線８の長さをＷａとし、また、板幅方向の中心２の位置を０位置とする。そうすると、板幅方向の板端３の位置は、板幅方向の中心２から板幅方向に０．５０Ｗａ離れた位置になるので、板幅方向の板端３の位置が、０．５Ｗａ位置となる。よって、図２中、０．３９Ｗａ位置７とは、０位置から板幅方向に０．３９Ｗａ離れた位置を指す。図示しないが、同様にして、０．４０Ｗａ位置とは、０位置から板幅方向に０．４０Ｗａ離れた位置であり、また、０．４２Ｗａ位置とは、０位置から板幅方向に０．４２Ｗａ離れた位置であり、０．４４Ｗａ位置とは、０位置から板幅方向に０．４４Ｗａ離れた位置であり、０．４６Ｗａ位置とは、０位置から板幅方向に０．４６Ｗａ離れた位置であり、０．４８Ｗａ位置とは、０位置から板幅方向に０．４８Ｗａ離れた位置である。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板は、２．０～５．０質量％のＭｇを含有するアルミニウム合金により形成されている。つまり、本発明のアルミニウム合金厚板は、アルミニウム合金製である。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、２．０～５．０質量％のＭｇを含有するアルミニウム合金である。本発明のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金のＭｇ含有量は、好ましくは２．０～４．２質量％である。Ｍｇは、Ａｌ中に固溶して強度を向上させる働きがある。アルミニウム合金中のＭｇ含有量が、上記範囲未満だと、強度向上効果が小さく、また、上記範囲を超えると、Ａｌ－Ｍｇ合金溶湯中における水素溶解度が増大し、ポロシティが多量に生成するため疲労強度が低くなる。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇに加え、０．１５質量％以下のＴｉ、０．３５質量％以下のＣｒ、１．００質量％以下のＭｎ、０．４０質量％以下のＦｅ及び０．４０質量％以下のＳｉのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することができる。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、０．１５質量％以下のＴｉ、好ましくは０．００５～０．１５質量％のＴｉを含有することができる。Ｔｉは、鋳塊の結晶粒組織の微細化に寄与する元素である。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、０．３５質量％以下のＣｒ、好ましくは０．０１～０．３５質量％のＣｒを含有することができる。Ｃｒは、Ａｌ－Ｃｒ系化合物を形成し、結晶粒を微細化する働きがある。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、１．００質量％以下のＭｎ、好ましくは０．０１～１．００質量％のＭｎを含有することができる。ＭｎはＡｌ中に固溶すると同時に、Ａｌ－Ｍｎ系の微細な析出物として分散し、強度を向上させる働きと、結晶粒を微細化する働きがある。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、０．４０質量％以下のＦｅ、好ましくは０．１０～０．４０質量％のＦｅを含有することができる。Ｆｅは、Ａｌ－Ｆｅ系化合物として分散し、結晶粒を微細化する働きがある。また、Ｆｅは、Ａｌに含まれる不純物の一つであるので、工業的に製造されるアルミニウム合金には、通常、不純物として、０．１０質量％以上のＦｅが含まれる。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、０．４０質量％以下のＳｉ、好ましくは０．０５～０．４０質量％のＳｉを含有することができる。また、Ｓｉは、Ａｌに含まれる不純物の一つであるので、工業的に製造されるアルミニウム合金には、通常、不純物として、０．０５質量％以上のＳｉが含まれる。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、他に、０．１７質量％以下のＣｕ、０．０４４質量％以下のＺｎ、０．００８質量％以下のＮｉを含有してもよい。あるいは、本発明のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金においては、５０００系アルミニウム合金の不純物として許容される上限値以下の不純物元素の含有は許容される。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金としては、例えば、以下に示す形態例のアルミニウム合金（１）が挙げられる。本発明のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金（１）は、２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇを含有し、残部不可避不純物及びＡｌからなるアルミニウム合金である。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金（１）は、２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇに加え、更に、０．１５質量％以下のＴｉ、好ましくは０．００５～０．１５質量％のＴｉ、０．３５質量％以下のＣｒ、好ましくは０．０１～０．３５質量％のＣｒ、１．００質量％以下のＭｎ、好ましくは０．０１～１．００質量％のＭｎ、０．４０質量％以下のＦｅ、好ましくは０．１０～０．４０質量％のＦｅ、及び０．４０質量％以下のＳｉ、好ましくは０．０５～０．４０質量％のＳｉのうちの１種又は２種以上を含有することができる。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金（１）は、他に、０．１７質量％以下のＣｕ、０．０４４質量％以下のＺｎ、０．００８質量％以下のＮｉを含有してもよい。あるいは、本発明のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金（１）においては、５０００系アルミニウム合金の不純物として許容される上限値以下の不純物元素の含有も許容される。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の板厚は、３００～４００ｍｍである。減圧容器のフレーム用の材料となるアルミニウム合金厚板において、圧延工程にてポロシティが潰れず疲労強度の低下が問題となる板厚は、通常、３００～４００ｍｍである。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板では、鋳造方向に対し垂直な断面におけるアルミニウム合金厚板の板幅をＷａとし、板幅方向の中心を０位置とし、板幅方向の板端を０．５０Ｗａ位置としたときに、（ｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．３９Ｗａ、０．４０Ｗａ、０．４２Ｗａ、０．４４Ｗａ、０．４６Ｗａ及び０．４８Ｗａの各位置における円相当径５０μｍ以上のポロシティの単位面積当たりの個数のうちの最大値をＡ（個／ｃｍ２）（以下、アルミニウム合金厚板のＡ値とも記載する。）とし、（ｉｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．１２Ｗａ、０．１６Ｗａ、０．２１Ｗａ、０．２５Ｗａ及び０．３０Ｗａの各位置における円相当径５０μｍ以上のポロシティの単位面積当たりの個数のうちの最大値をＢ（個／ｃｍ２）（以下、アルミニウム合金厚板のＢ値とも記載する。）とすると、Ａ（アルミニウム合金厚板のＡ値）は、１６０個／ｃｍ２以下、好ましくは１００個／ｃｍ２以下であり、且つ、Ｂ（アルミニウム合金厚板のＢ値）は、Ａ（アルミニウム合金厚板のＡ値）の１．１５倍以上、好ましくは１．５倍以上である。本発明者らが鋭意検討したところ、アルミニウム合金厚板を用いて作製される減圧容器用のフレームの疲労強度に影響を与えるのは、円相当径が５０μｍ以上のポロシティであることがわかった。そして、本発明者らは、アルミニウム合金厚板のＡ値及びＢ値が上記範囲にあるアルミニウム合金厚板を用いて減圧容器用のフレームを作製すると、得られる減圧容器用のフレームの疲労強度が高くなることを見出した。つまり、アルミニウム合金厚板のＡ値及びＢ値が上記範囲にあることにより、減圧容器用のフレームの疲労強度が高くなる。更に、アルミニウム合金厚板のＡ値の下限値であるが、鋳塊凝固時の冷却において、正常な鋳塊が得られる冷却速度を考慮すると、アルミニウム合金厚板のＡ値は、小さければ小さい程好ましいが、製造との関係を考慮すると、例えば、５０個／ｃｍ２以上が好ましく、３０個／ｃｍ２以上がより好ましく、６個／ｃｍ２以上が特に好ましい。
　アルミニウム合金厚板のＡ値とは、鋳造方向に対し垂直な面でアルミニウム合金厚板を切った断面について、板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．３９Ｗａ、０．４０Ｗａ、０．４２Ｗａ、０．４４Ｗａ、０．４６Ｗａ及び０．４８Ｗａの各位置を、光学顕微鏡を用いて、測定視野１０ｍｍ×１０ｍｍで観察し、各視野の円相当径５０μｍ以上のポロシティを抽出し、各位置における円相当径５０μｍ以上のポロシティの単位面積当たりの個数（個／ｃｍ２）を算出し、算出された値のうちの最大値をアルミニウム合金厚板のＡ値（個／ｃｍ２）とする。また、同様に、アルミニウム合金厚板のＢとは、鋳造方向に対し垂直な面でアルミニウム合金厚板を切った断面について、板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．１２Ｗａ、０．１６Ｗａ、０．２１Ｗａ、０．２５Ｗａ及び０．３０Ｗａの各位置を、光学顕微鏡を用いて、測定視野１０ｍｍ×１０ｍｍで観察し、各視野の円相当径５０μｍ以上のポロシティを抽出し、各位置における円相当径５０μｍ以上のポロシティの単位面積当たりの個数（個／ｃｍ２）を算出し、算出された値のうちの最大値をアルミニウム合金厚板のＢ値（個／ｃｍ２）とする。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板は、例えば、以下に述べる本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法により製造される。なお、以下に示す本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法は、本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板を製造するための一例にすぎず、本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板は、以下に本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法により製造されたものに制限されない。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板を製造する方法としては、ダイレクトチル鋳造（Ｄｉｒｅｃｔ　Ｃｈｉｌｌ鋳造）により、本発明のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金の組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を鋳造し、次いで、該鋳塊を面削し、加熱した後、熱間圧延し、次いで、熱間圧延物を切断して、アルミニウム合金厚板を製造するアルミニウム合金厚板の製造方法であり、
　該鋳造では、溶融アルミニウム合金中の水素ガス量を０．１５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下とし、
　製造後のアルミニウム合金厚板の鋳造方向に対し垂直な断面におけるアルミニウム合金厚板の板幅をＷａとし、板幅方向の中心を０位置とし、板幅方向の板端を０．５０Ｗａ位置としたときに、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する該鋳塊の範囲の冷却速度を０．４～０．６℃／秒とし、且つ、（ｉｖ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．１２Ｗａ～０．３０Ｗａの範囲に相当する該鋳塊の範囲の冷却速度を０．４℃／秒未満とし、
　該熱間圧延の総圧下率を３０～６０％とするアルミニウム合金厚板の製造方法が好ましい。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法では、先ず、ダイレクトチル鋳造により、本発明のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金の組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を鋳造する。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係るダイレクトチル鋳造では、（１）２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇを含有するアルミニウム合金、（２）２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇと、０．１５質量％以下のＴｉ、０．３５質量％以下のＣｒ、１．００質量％以下のＭｎ、０．４０質量％以下のＦｅ及び０．４０質量以下のＳｉのうちのいずれか１種又は２種以上と、を含有するアルミニウム合金を鋳造する。本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係るダイレクトチル鋳造で鋳造するアルミニウム合金としては、例えば、（３）２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇを含有し、残部不可避不純物及びＡｌからなるアルミニウム合金、（４）２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇと、０．１５質量％以下のＴｉ、０．３５質量％以下のＣｒ、１．００質量％以下のＭｎ、０．４０質量％以下のＦｅ及び０．４０質量以下のＳｉのうちのいずれか１種又は２種以上と、を含有し、残部不可避不純物及びＡｌからなるアルミニウム合金が挙げられる。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係るダイレクトチル鋳造では、所定の組成を有するアルミニウム合金の溶湯を調製し、脱ガス、脱介在物処理を施し、冷却する。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係るダイレクトチル鋳造では、溶融アルミニウム合金中の水素ガス量を０．１５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下として、鋳造を行う。鋳造おいて溶融アルミニウム合金中の水素ガス量が、上記範囲にあることにより、アルミニウム合金厚板のＡ値が、１６０個／ｃｍ２以下、好ましくは１００個／ｃｍ２以下となる。一方、鋳造おいて溶融アルミニウム合金中の水素ガス量が、上記範囲を超えると、粗大なポロシティが多くなるので、減圧容器用のフレームにおける疲労寿命特性が低くなる。なお、鋳造おいて溶融アルミニウム合金中の水素ガス量を、上記範囲に制御する方法としては、塩素ガス、塩素ガスと不活性ガスの混合ガス、不活性ガスを、溶融アルミニウム合金内に吹き込む方法が挙げられる。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係るダイレクトチル鋳造では、製造後のアルミニウム合金厚板の鋳造方向に対し垂直な断面におけるアルミニウム合金厚板の板幅をＷａとし、板幅方向の中心を０位置とし、板幅方向の板端を０．５０Ｗａ位置としたときに、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を０．４～０．６℃／秒とし、且つ、（ｉｖ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．１２Ｗａ～０．３０Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を０．４℃／秒未満とする。鋳塊凝固時の冷却において、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度、及び（ｉｖ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．１２Ｗａ～０．３０Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を、上記範囲とすることにより、アルミニウム合金厚板のＡ値を、１６０個／ｃｍ２以下、好ましくは１００個／ｃｍ２以下とし、且つ、アルミニウム合金厚板のＢ値を、アルミニウム合金厚板のＡ値の１．１５倍以上、好ましくは１．５倍以上とすることができる。減圧容器用のフレームにおいて疲労寿命が高いことが要求される部分に相当する部分、すなわち、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を、０．４～０．６℃／秒と速くし、且つ、減圧容器用のフレームにおける疲労寿命とは関係のない部分に相当する部分、すなわち、（ｉｖ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．１２Ｗａ～０．３０Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を、０．４℃／秒未満と遅くすることにより、鋳塊凝固時に、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲のサイズの大きなポロシティの発生を少なくし、（ｉｖ）当該ポロシティの発生を、製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３０Ｗａより中心よりに集中させることができるので、アルミニウム合金厚板のＡ値が、１６０個／ｃｍ２以下、好ましくは１００個／ｃｍ２以下と少なくなる。なお、鋳塊凝固時の冷却において、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を、０．６℃／秒を超える速度とすることは、ダイレクトチル鋳造においては熱的挙動により困難であり、また、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を、０．４℃／秒未満とすると、冷却速度が遅すぎるためにデンドライトアームスペース（以下、ＤＡＳと記載する。）が粗大となり、ＤＡＳに生成するポロシティも粗大となるため、アルミニウム合金厚板のＡ値が１６０個／ｃｍ２を超えてしまう。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係るダイレクトチル鋳造では、鋳塊凝固時の冷却において、冷却速度を調節する方法としては、例えば、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲における、鋳塊の厚み方向中央部分に相当する凝固位置にて、温度勾配を大きくすることにより、つまり、鋳塊の幅方向の位置が（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲における、鋳塊の厚み方向中央部分に、強い溶融アルミニウム合金の流動を付与し、凝固過程における温度勾配、すなわち、液相線温度位置と固相線温度位置の距離を短くすることにより、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲における冷却速度を０．４～０．６℃／秒と速くする方法が挙げられる。具体的な方法としては、前記位置に強い溶融アルミニウム合金の流れがあたるよう、鋳型内への溶湯補給ノズルを複数設置すること、鋳型内溶湯分配器を適正なサイズにすること、鋳型内に設置した溶融金属ポンプにて前記位置へ強い溶融アルミニウム合金の流れをあてることなどが挙げられる。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法では、ダイレクトチル鋳造により得られる鋳塊を面削した後、ミクロ偏析の解消及び圧延前の加熱を目的として、面削りした鋳塊を、５００～５５０℃、好ましくは５１０～５４０℃で加熱する。
　次いで、本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法では、面削り及び加熱した鋳塊を熱間圧延する。本発明のアルミニウム合金厚板の製造方法に係る熱間圧延では、面削り及び加熱した鋳塊を、４００～５１０℃、好ましくは４５０～５０５℃で、複数回のパスで、熱間圧延を行う。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係る熱間圧延では、総圧下率は、３０～６０％となる。なお、熱間圧延の総圧化率（％）とは、熱間圧延の最初のパス前の板厚に対する最後のパス後の板厚減少割合であり、「（（最初のパス前の板厚ｔ１－最後のパス後の板厚ｔ２）／最初のパス前の板厚ｔ１）×１００」により算出される値である。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係る熱間圧延前の鋳塊の厚みは、好ましくは５００～７５０mmである。
　次いで、本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法では、熱間圧延により得られる熱間圧延物を切断して、本発明のアルミニウム合金厚板を得る。
＜本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板＞
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板は、２．０～５．０質量％のＭｇ及び０．４質量％以下のＦｅを含有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金厚板であり、
　該アルミニウム合金厚板の板厚が３００～４００ｍｍであり、
　鋳造方向に対し垂直な断面における該アルミニウム合金厚板の板幅をＷａとし、板幅方向の中心を０位置とし、板幅方向の板端を０．５０Ｗａ位置としたときに、（ｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．３９Ｗａ、０．４０Ｗａ、０．４２Ｗａ、０．４４Ｗａ、０．４６Ｗａ及び０．４８Ｗａの各位置における最大長６０μｍ以上の晶出物の単位面積当たりの個数のうちの最大値をＡ（個／ｃｍ２）とし、（ｉｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．１２Ｗａ、０．１６Ｗａ、０．２１Ｗａ、０．２５Ｗａ及び０．３０Ｗａの各位置における最大長６０μｍ以上の晶出物の単位面積当たりの個数のうちの最大値をＢ（個／ｃｍ２）とすると、Ａが７００個／ｃｍ２以下であり、且つ、ＢがＡの１．３倍以上であること、
を特徴とするアルミニウム合金厚板である。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板について、図１及び図２を参照して説明する。図１は、本発明のアルミニウム合金厚板の形態例の模式図であり、斜視図である。図２は、図１のアルミニウム合金厚板を、鋳造方向に対し垂直な面で切った断面図である。図１中、アルミニウム合金厚板１は、所定の組成に調整されたアルミニウム合金の鋳塊を鋳造し、得られた鋳塊を、面削し、加熱し、熱間圧延し、切断して製造されたものである。
　図１中、鋳造方向４は、アルミニウム合金厚板１の製造の原材料であるアルミニウム合金の鋳塊が鋳造されるときに引き出される方向である。また、板厚方向６は、アルミニウム合金厚板１の板の厚み方向であり、鋳造方向４に対して垂直である。また、板幅方向５は、鋳造方向４に対して垂直な断面におけるアルミニウム合金厚板１の幅の方向であり、鋳造方向４に対して垂直且つ板厚方向６に対して垂直な方向である。
　図２中、鋳造方向に対し垂直な断面における板厚方向の中心位置の集合を、中心線８とすると、板厚方向中央部分とは、中心線８上及びその近傍の部分を指す。そして、鋳造方向に対し垂直な断面におけるアルミニウム合金厚板１の板幅、すなわち、中心線８の長さをＷａとし、また、板幅方向の中心２の位置を０位置とする。そうすると、板幅方向の板端３の位置は、板幅方向の中心２から板幅方向に０．５０Ｗａ離れた位置になるので、板幅方向の板端３の位置が、０．５Ｗａ位置となる。よって、図２中、０．３９Ｗａ位置７とは、０位置から板幅方向に０．３９Ｗａ離れた位置を指す。図示しないが、同様にして、０．４０Ｗａ位置とは、０位置から板幅方向に０．４０Ｗａ離れた位置であり、また、０．４２Ｗａ位置とは、０位置から板幅方向に０．４２Ｗａ離れた位置であり、０．４４Ｗａ位置とは、０位置から板幅方向に０．４４Ｗａ離れた位置であり、０．４６Ｗａ位置とは、０位置から板幅方向に０．４６Ｗａ離れた位置であり、０．４８Ｗａ位置とは、０位置から板幅方向に０．４８Ｗａ離れた位置である。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板は、２．０～５．０質量％のＭｇ及び０．４質量％以下を含有するアルミニウム合金により形成されている。つまり、本発明のアルミニウム合金厚板は、アルミニウム合金製である。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、２．０～５．０質量％のＭｇ及び０．４質量％以下のＦｅを含有するアルミニウム合金である。本発明のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金のＭｇ含有量は、好ましくは２．０～４．２質量％であり、また、Ｆｅ含有量は、好ましくは０．０５～０．２質量％、特に好ましくは０．１～０．２質量％である。Ｍｇは、Ａｌ中に固溶して強度を向上させる働きがある。アルミニウム合金中のＭｇ含有量が、上記範囲未満だと、強度向上効果が小さく、また、上記範囲を超えると、アルミニウム合金中における粗大なＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系晶出物及びＭｇ－Ｓｉ系晶出物が多量に生成するため疲労強度が低くなる。Ｆｅは、Ａｌ－Ｆｅ系化合物として分散し、結晶粒を微細化する働きがある。アルミニウム合金中のＦｅ含有量が、上記範囲を超えると、Ａｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの粗大な金属間化合物が多数晶出する。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇ及び０．４質量％以下のＦｅ、好ましくは０．０５～０．２質量％のＦｅ、特に好ましくは０．１～０．２質量％のＦｅに加え、０．１５質量％以下のＴｉ、０．３５質量％以下のＣｒ、１．００質量％以下のＭｎ及び０．４０質量％以下のＳｉのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することができる。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、０．１５質量％以下のＴｉ、好ましくは０．００５～０．１５質量％のＴｉを含有することができる。Ｔｉは、鋳塊の結晶粒組織の微細化に寄与する元素である。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、０．３５質量％以下のＣｒ、好ましくは０．０１～０．３５質量％のＣｒを含有することができる。Ｃｒは、Ａｌ－Ｃｒ系化合物を形成し、結晶粒を微細化する働きがある。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、１．００質量％以下のＭｎ、好ましくは０．４～１．００質量％のＭｎを含有することができる。ＭｎはＡｌ中に固溶すると同時に、Ａｌ－Ｍｎ系の微細な析出物として分散し、強度を向上させる働きと、結晶粒を微細化する働きがある。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、０．４０質量％以下のＳｉ、好ましくは０．０５～０．４０質量％のＳｉを含有することができる。また、Ｓｉは、Ａｌに含まれる不純物の一つであるので、工業的に製造されるアルミニウム合金には、通常、不純物として、０．０５質量％以上のＳｉが含まれる。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金は、他に、０．１７質量％以下のＣｕ、０．０４４質量％以下のＺｎ、０．００８質量％以下のＮｉを含有してもよい。あるいは、本発明のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金においては、５０００系アルミニウム合金の不純物として許容される上限以下の不純物元素の含有は許容される。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金としては、例えば、以下に示す形態例のアルミニウム合金（１）が挙げられる。本発明のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金（１）は、２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇ及び０．４質量％以下のＦｅ、好ましくは０．０５～０．２質量％のＦｅ、特に好ましくは０．１～０．２質量％のＦｅを含有し、残部不可避不純物及びＡｌからなるアルミニウム合金である。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金（１）は、２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇ及び０．４質量％以下のＦｅ、好ましくは０．０５～０．２質量％のＦｅ、特に好ましくは０．１～０．２質量％のＦｅに加え、更に、０．１５質量％以下のＴｉ、好ましくは０．００５～０．１５質量％のＴｉ、０．３５質量％以下のＣｒ、好ましくは０．０１～０．３５質量％のＣｒ、１．００質量％以下のＭｎ、好ましくは０．０１～１．００質量％のＭｎ及び０．４０質量％以下のＳｉ、好ましくは０．０５～０．４０質量％のＳｉのうちの１種又は２種以上を含有することができる。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金（１）は、他に、０．１７質量％以下のＣｕ、０．０４４質量％以下のＺｎ、０．００８質量％以下のＮｉを含有してもよい。あるいは、本発明のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金（１）においては、５０００系アルミニウム合金の不純物として許容される上限値以下の不純物元素の含有も許容される。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の板厚は、３００～４００ｍｍである。減圧容器のフレーム用の材料となるアルミニウム合金厚板において、圧延工程にてポロシティが潰れず疲労強度の低下が問題となる板厚は、通常、３００～４００ｍｍである。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板では、鋳造方向に対し垂直な断面における該アルミニウム合金厚板の板幅をＷａとし、板幅方向の中心を０位置とし、板幅方向の板端を０．５０Ｗａ位置としたときに、（ｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．３９Ｗａ、０．４０Ｗａ、０．４２Ｗａ、０．４４Ｗａ、０．４６Ｗａ及び０．４８Ｗａの各位置における最大長６０μｍ以上の晶出物の単位面積当たりの個数のうちの最大値をＡ（個／ｃｍ２）とし、（ｉｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．１２Ｗａ、０．１６Ｗａ、０．２１Ｗａ、０．２５Ｗａ及び０．３０Ｗａの各位置における最大長６０μｍ以上の晶出物の単位面積当たりの個数のうちの最大値をＢ（個／ｃｍ２）とすると、Ａが７００個／ｃｍ２以下であり、且つ、ＢがＡの１．３倍以上、好ましくは１．５倍以上である。本発明者らが鋭意検討したところ、アルミニウム合金厚板を用いて作製される減圧容器用のフレームの疲労強度に影響を与えるのは、最大長が６０μｍ以上の晶出物であることがわかった。そして、本発明者らは、アルミニウム合金厚板のＡ値及びＢ値が上記範囲にあるアルミニウム合金厚板を用いて減圧容器用のフレームを作製すると、得られる減圧容器用のフレームの疲労強度が高くなることを見出した。つまり、アルミニウム合金厚板のＡ値及びＢ値が上記範囲にあることにより、減圧容器用のフレームの疲労強度が高くなる。更に、アルミニウム合金厚板のＡ値の下限値であるが、鋳塊凝固時の冷却において、正常な鋳塊が得られる冷却速度を考慮すると、アルミニウム合金厚板のＡ値は、小さければ小さい程好ましいが、製造との関係を考慮すると、例えば、５００個／ｃｍ２以上が好ましく、３００個／ｃｍ２以上がより好ましく、１５０個／ｃｍ２以上が特に好ましい。
　アルミニウム合金厚板のＡ値とは、鋳造方向に対し垂直な面でアルミニウム合金厚板を切った断面について、板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．３９Ｗａ、０．４０Ｗａ、０．４２Ｗａ、０．４４Ｗａ、０．４６Ｗａ及び０．４８Ｗａの各位置を、光学顕微鏡を用いて、測定視野１０ｍｍ×１０ｍｍで観察し、各視野の最大長６０μｍ以上の晶出物を抽出し、最大長６０μｍ以上の晶出物の単位面積当たりの個数（個／ｃｍ２）を算出し、算出された値のうちの最大値をアルミニウム合金厚板のＡ値（個／ｃｍ２）とする。また、同様に、アルミニウム合金厚板のＢとは、鋳造方向に対し垂直な面でアルミニウム合金厚板を切った断面について、板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．１２Ｗａ、０．１６Ｗａ、０．２１Ｗａ、０．２５Ｗａ及び０．３０Ｗａの各位置を、光学顕微鏡を用いて、測定視野１０ｍｍ×１０ｍｍで観察し、各視野の最大長６０μｍ以上の晶出物を抽出し、最大長６０μｍ以上の晶出物の単位面積当たりの個数（個／ｃｍ２）を算出し、算出された値のうちの最大値をアルミニウム合金厚板のＢ値（個／ｃｍ２）とする。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板は、例えば、以下に述べる本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法により製造される。なお、以下に示す本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法は、本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板を製造するための一例にすぎず、本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板は、以下に本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法により製造されたものに制限されない。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板を製造する方法としては、ダイレクトチル鋳造（Ｄｉｒｅｃｔ　Ｃｈｉｌｌ鋳造）により、本発明のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金の組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を鋳造し、次いで、該鋳塊を面削し、加熱した後、熱間圧延し、次いで、熱間圧延物を切断して、アルミニウム合金厚板を製造するアルミニウム合金厚板の製造方法であり、
　製造後のアルミニウム合金厚板の鋳造方向に対し垂直な断面におけるアルミニウム合金厚板の板幅をＷａとし、板幅方向の中心を０位置とし、板幅方向の板端を０．５０Ｗａ位置としたときに、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する該鋳塊の範囲の冷却速度を０．４～０．６℃／秒とし、且つ、（ｉｖ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．１２Ｗａ～０．３０Ｗａの範囲に相当する該鋳塊の範囲の冷却速度を０．４℃／秒未満とし、
　該熱間圧延の総圧下率を３０～６０％とするアルミニウム合金厚板の製造方法が好ましい。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法では、先ず、ダイレクトチル鋳造により、本発明のアルミニウム合金厚板に係るアルミニウム合金の組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を鋳造する。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係るダイレクトチル鋳造では、（１）２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇ及び０．４質量％以下のＦｅ、好ましくは０．０５～０．２質量％のＦｅ、特に好ましくは０．１～０．２質量％のＦｅを含有するアルミニウム合金、（２）２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇ及び０．４質量％以下のＦｅ、好ましくは０．０５～０．２質量％のＦｅ、特に好ましくは０．１～０．２質量％のＦｅと、０．１５質量％以下のＴｉ、０．３５質量％以下のＣｒ、１．００質量％以下のＭｎ、及び０．４０質量以下のＳｉのうちのいずれか１種又は２種以上と、を含有するアルミニウム合金を鋳造する。本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係るダイレクトチル鋳造で鋳造するアルミニウム合金としては、例えば、（３）２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇ及び０．４質量％以下のＦｅ、好ましくは０．０５～０．２質量％のＦｅ、特に好ましくは０．１～０．２質量％のＦｅを含有し、残部不可避不純物及びＡｌからなるアルミニウム合金、（４）２．０～５．０質量％のＭｇ、好ましくは２．０～４．２質量％のＭｇと、０．４質量％以下のＦｅ、好ましくは０．０５～０．２質量％のＦｅ、特に好ましくは０．１～０．２質量％のＦｅと、０．１５質量％以下のＴｉ、０．３５質量％以下のＣｒ、１．００質量％以下のＭｎ及び０．４０質量以下のＳｉのうちのいずれか１種又は２種以上と、を含有し、残部不可避不純物及びＡｌからなるアルミニウム合金が挙げられる。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係るダイレクトチル鋳造では、所定の組成を有するアルミニウム合金の溶湯を調製し、脱ガス、脱介在物処理を施し、冷却する。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係るダイレクトチル鋳造では、製造後のアルミニウム合金厚板の鋳造方向に対し垂直な断面におけるアルミニウム合金厚板の板幅をＷａとし、板幅方向の中心を０位置とし、板幅方向の板端を０．５０Ｗａ位置としたときに、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を０．４～０．６℃／秒とし、且つ、（ｉｖ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．１２Ｗａ～０．３０Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を０．４℃／秒未満とする。鋳塊凝固時の冷却において、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度、及び（ｉｖ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．１２Ｗａ～０．３０Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を、上記範囲とすることにより、アルミニウム合金厚板のＡ値を、７００個／ｃｍ２以下、好ましくは５００個／ｃｍ２以下とし、且つ、アルミニウム合金厚板のＢ値を、アルミニウム合金厚板のＡ値の１．３倍以上、好ましくは１．５倍以上とすることができる。減圧容器用のフレームにおいて疲労寿命が高いことが要求される部分に相当する部分、すなわち、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を、０．４～０．６℃／秒と速くし、且つ、減圧容器用のフレームにおける疲労寿命とは関係のない部分に相当する部分、すなわち、（ｉｖ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．１２Ｗａ～０．３０Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を、０．４℃／秒未満と遅くすることにより、鋳塊凝固時に、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の粗大な晶出物の発生を少なくし、当該粗大な晶出物の発生を、（ｉｖ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３０Ｗａより中心よりに集中させることができるので、アルミニウム合金厚板のＡ値が、７００個／ｃｍ２以下、好ましくは５００個／ｃｍ２以下と少なくなる。なお、鋳塊凝固時の冷却において、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を、０．６℃／秒を超える速度とすることは、ダイレクトチル鋳造においては熱的挙動により困難であり、また、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度を、０．４℃／秒未満とすると、冷却速度が遅すぎるためにデンドライトアームスペース（以下、ＤＡＳと記載する。）が粗大となり、ＤＡＳに生成する晶出物も粗大となるため、アルミニウム合金厚板のＡ値が７００個／ｃｍ２を超えてしまう。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係るダイレクトチル鋳造では、鋳塊凝固時の冷却において、冷却速度を調節する方法としては、例えば、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲における、鋳塊の厚み方向中央部分に相当する凝固位置にて、温度勾配を大きくすることにより、つまり、鋳塊の幅方向の位置が（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲における、鋳塊の厚み方向中央部分に、強い溶融アルミニウム合金の流動を付与し、凝固過程における温度勾配、すなわち、液相線温度位置と固相線温度位置の距離を短くすることにより、（ｉｉｉ）製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲における冷却速度を０．４～０．６℃／秒と速くする方法が挙げられる。具体的な方法としては、前記位置に強い溶融アルミニウム合金の流れがあたるよう、鋳型内への溶湯補給ノズルを複数設置すること、鋳型内溶湯分配器を適正なサイズにすること、鋳型内に設置した溶融金属ポンプにて前記位置へ強い溶融アルミニウム合金の流れをあてることなどが挙げられる。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法では、ダイレクトチル鋳造により得られる鋳塊を面削した後、ミクロ偏析の解消及び圧延前の加熱を目的として、面削りした鋳塊を、５００～５５０℃、好ましくは５１０～５４０℃で加熱する。
　次いで、本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法では、面削り及び加熱した鋳塊を熱間圧延する。本発明のアルミニウム合金厚板の製造方法に係る熱間圧延では、面削り及び加熱した鋳塊を、４００～５１０℃、好ましくは４５０～５０５℃で、複数回のパスで、熱間圧延を行う。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係る熱間圧延では、総圧下率は、３０～６０％となる。なお、熱間圧延の総圧化率（％）とは、熱間圧延の最初のパス前の板厚に対する最後のパス後の板厚減少割合であり、「（（最初のパス前の板厚ｔ１－最後のパス後の板厚ｔ２）／最初のパス前の板厚ｔ１）×１００」により算出される値である。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法に係る熱間圧延前の鋳塊の厚みは、好ましくは５００～７５０mmである。
　次いで、本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板の製造方法では、熱間圧延により得られる熱間圧延物を切断して、本発明のアルミニウム合金厚板を得る。
　以下に実施例を挙げて、本発明を具体的に説明するが、本発明はこれに制限されるものではない。
＜本発明の第一の形態のアルミニウム合金厚板＞
（実施例１～１７及び比較例１～２）
　表１に示す組成の溶湯及び水素ガス量を用いて、半連続鋳造にて、長さ４０００ｍｍ×幅２０００ｍｍ×厚さ６５０ｍｍの鋳塊を作製し、鋳込み開始側及び終了側の不健全分を切断除去し、鋳肌近傍の不健全組織を面削り後に、５１０℃で加熱し、次いで、総圧下率４４％で熱間圧延を行い、長さ３２００ｍｍ×幅２６００ｍｍ×厚さ３４０ｍｍのアルミニウム合金厚板を製造した。このとき、鋳塊凝固時の冷却速度が、製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度が０．５２℃／秒と、製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．１２Ｗａ～０．３０Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度が０．０２℃／秒となるように調節した。なお、冷却速度については、撮像写真より、ＤＡＳ間隔を調査し、冷却速度に換算することで算出した。
　次いで、得られたアルミニウム合金厚板のＡ値及びＢ値を求めた。また、得られたアルミニウム合金厚板について、引張試験、延性試験、疲労寿命試験を行った。
＜アルミニウム合金厚板のＡ値及びＢ値の算出方法＞
　得られたアルミニウム合金厚板を、鋳造方向に対して垂直な方向で３０ｍｍ程度の厚みにスライスし、次いで、得られた切断物を、鋳造方向及び厚み方向に並行な面で切断し、切断面を研磨し、光学顕微鏡を用いて、板厚方向中央部分を、倍率５０倍で、１０ｍｍ×１０ｍｍの連続視野にて撮像した。光学顕微鏡で撮像後、板幅方向の位置が０．３９Ｗａ、０．４０Ｗａ、０．４２Ｗａ、０．４４Ｗａ、０．４６Ｗａ及び０．４８Ｗａの各位置の画像から、画像解析ソフトを用いて、各位置の円相当径５０μｍ以上のポロシティを抽出し、円相当径５０μｍ以上のポロシティの単位面積当たりの個数（個／ｃｍ２）を算出し、それらのうちの最大値を、Ａ（個／ｃｍ２）とした。また、板幅方向の位置が０．１２Ｗａ、０．１６Ｗａ、０．２１Ｗａ、０．２５Ｗａ及び０．３０Ｗａの各位置の画像から、画像解析ソフトを用いて、各位置の円相当径５０μｍ以上のポロシティを抽出し、単位面積当たりの個数（個／ｃｍ２）を算出し、それらのうちの最大値を、Ｂ（個／ｃｍ２）とした。
＜引張試験、延性試験、疲労寿命試験＞
　得られたアルミニウム合金厚板の板厚方向中央部且つ板幅方向の位置がＡ値の規定位置となる部分から試験片を採取して、引張試験、延性試験、疲労寿命試験を行った。引張強度が２００ＭＰａ以上、延性（伸び）が２０％以上、疲労強度が９ｋｓｉ×５Ｍｃｙｃｌｅ以上の場合を合格「○」とした。その結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　以上の結果より、実施例１～１７は、Ａ値及びＢ値が規定値を満たしており、強度、伸び、疲労強度ともに、優れた材料であった。
　一方、比較例１は、Ｍｇが２．０質量％未満であったため、強度が低かった。
　また、比較例２は、Ｍｇが５．０質量％を超えていたため、Ａｌ－Ｍｇ合金溶湯中における水素溶解度が増大し、Ａ値とＢ値が大きくなり、疲労強度が低くなった。
（実施例１８～２１、比較例３～４）
　表２に示す組成の溶湯及び水素ガス量を用いて、半連続鋳造にて、長さ４０００ｍｍ×幅１８００ｍｍ×任意の厚さの鋳塊を作製し、鋳込み開始側及び終了側の不健全分を切断除去し、鋳肌近傍の不健全組織を面削り後に、５１０℃で加熱し、次いで、表２に示す総圧下率で熱間圧延を行い、長さ３２００ｍｍ×幅１８００ｍｍ×任意の厚さのアルミニウム合金厚板を製造した。このとき、鋳塊凝固時の冷却速度が、製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度が表２示す速度と、製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．１２Ｗａ～０．３０Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度が表２に示す速度となるように調節した。また、鋳塊厚みと熱間圧延後の厚みで、表２に示す総圧下率となるように調節した。なお、冷却速度については、撮像写真より、ＤＡＳ間隔を調査し、冷却速度に換算することで算出した。
　次いで、得られたアルミニウム合金厚板のＡ値及びＢ値を求めた。また、得られたアルミニウム合金厚板について、引張試験、延性試験、疲労寿命試験を行った。その結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　以上の結果より、実施例１８～２１は、Ａ値及びＢ値が規定値を満たしており、強度、伸び、疲労強度ともに、優れた材料であった。
　一方、比較例３は、溶融金属ポンプを用いて凝固界面へあたる溶湯量を調整することをしない従来の鋳造方法で行った。Ａ値の対象となる鋳塊の相当位置における冷却速度が遅いため、Ａ値が大きく、疲労寿命が低かった。
　また、比較例４は、Ａ値の対象となる鋳塊の相当位置における冷却速度を更に速めるために、溶融金属ポンプを調整したところ、鋳造中でズンプ内の流動変化によって鋳塊鋳肌部において鋳肌が溶融し、鋳造ができなかった。
＜本発明の第二の形態のアルミニウム合金厚板＞
（実施例２２～３９及び比較例５～７）
　表３に示す組成の溶湯を用いて、半連続鋳造にて、長さ４０００ｍｍ×幅２０００ｍｍ×厚さ６５０ｍｍの鋳塊を作製し、鋳込み開始側及び終了側の不健全分を切断除去し、鋳肌近傍の不健全組織を面削り後に、５１０℃で加熱し、次いで、総圧下率４４％で熱間圧延を行い、長さ３２００ｍｍ×幅２６００ｍｍ×厚さ３４０ｍｍのアルミニウム合金厚板を製造した。このとき、鋳塊凝固時の冷却速度が、製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度が０．５２℃／秒と、製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．１２Ｗａ～０．３０Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度が０．０２℃／秒となるように調節した。なお、冷却速度については、撮像写真より、ＤＡＳ間隔を調査し、冷却速度に換算することで算出した。
　次いで、得られたアルミニウム合金厚板のＡ値及びＢ値を求めた。また、得られたアルミニウム合金厚板について、引張試験、延性試験、疲労寿命試験を行った。
＜アルミニウム合金厚板のＡ値及びＢ値の算出方法＞
　得られたアルミニウム合金厚板を、鋳造方向に対して垂直な方向で３０ｍｍ程度の厚みにスライスし、次いで、得られた切断物を、鋳造方向及び厚み方向に並行な面で切断し、切断面を研磨し、光学顕微鏡を用いて、板厚方向中央部分を、倍率５０倍で、１０ｍｍ×１０ｍｍの連続視野にて撮像した。光学顕微鏡で撮像後、板幅方向の位置が０．３９Ｗａ、０．４０Ｗａ、０．４２Ｗａ、０．４４Ｗａ、０．４６Ｗａ及び０．４８Ｗａの各位置の画像から、画像解析ソフトを用いて、各位置の最大長６０μｍ以上の晶出物を抽出し、最大長６０μｍ以上の晶出物の単位面積当たりの個数（個／ｃｍ２）を算出し、それらのうちの最大値を、Ａ（個／ｃｍ２）とした。また、板幅方向の位置が０．１２Ｗａ、０．１６Ｗａ、０．２１Ｗａ、０．２５Ｗａ及び０．３０Ｗａの各位置の画像から、画像解析ソフトを用いて、各位置の最大長６０μｍ以上の晶出物を抽出し、単位面積当たりの個数（個／ｃｍ２）を算出し、それらのうちの最大値を、Ｂ（個／ｃｍ２）とした。
＜引張試験、延性試験、疲労寿命試験＞
　得られたアルミニウム合金厚板の板厚方向中央部且つ板幅方向の位置がＡ値の規定位置となる部分から試験片を採取して、引張試験、延性試験、疲労寿命試験を行った。引張強度が２００ＭＰａ以上、延性（伸び）が２０％以上、疲労強度が９ｋｓｉ×５Ｍｃｙｃｌｅ以上の場合を合格「○」とした。その結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　以上の結果より、実施例２２～３９は、Ａ値及びＢ値が規定値を満たしており、強度、伸び、疲労強度ともに、優れた材料であった。
　一方、比較例５は、Ｍｇが２．０質量％未満であったため、強度が低かった。
　比較例６は、Ｍｇが５．０質量％を超えていたため、アルミニウム合金中におけるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系及びＭｇ－Ｓｉ系晶出物が増大し、Ａ値とＢ値が大きくなり、疲労強度が低くなった。
　比較例７は、Ｆｅが０．４質量％を超えていたため、アルミニウム合金中におけるＡｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系及びＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系晶出物が増大し、Ａ値とＢ値が大きくなり、疲労強度が低くなった。
（実施例４０～４３、比較例８～９）
　表４に示す組成の溶湯を用いて、半連続鋳造にて、長さ４０００ｍｍ×幅１８００ｍｍ×任意の厚さの鋳塊を作製し、鋳込み開始側及び終了側の不健全分を切断除去し、鋳肌近傍の不健全組織を面削り後に、５１０℃で加熱し、次いで、表２に示す総圧下率で熱間圧延を行い、長さ３２００ｍｍ×幅１８００ｍｍ×任意の厚さのアルミニウム合金厚板を製造した。このとき、鋳塊凝固時の冷却速度が、製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．３９Ｗａ～０．４８Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度が表２示す速度と、製造後のアルミニウム合金厚板の板幅方向の位置で０．１２Ｗａ～０．３０Ｗａの範囲に相当する鋳塊の範囲の冷却速度が表２に示す速度となるように調節した。また、鋳塊厚みと熱間圧延後の厚みで、表２に示す総圧下率となるように調節した。なお、冷却速度については、撮像写真より、ＤＡＳ間隔を調査し、冷却速度に換算することで算出した。
　次いで、得られたアルミニウム合金厚板のＡ値及びＢ値を求めた。また、得られたアルミニウム合金厚板について、引張試験、延性試験、疲労寿命試験を行った。その結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　以上の結果より、実施例４０～４３は、Ａ値及びＢ値が規定値を満たしており、強度、伸び、疲労強度ともに、優れた材料であった。
　一方、比較例８は、溶融金属ポンプを用いて凝固界面へあたる溶湯量を調整することをしない従来の鋳造方法で行った。Ａ値の対象となる鋳塊の相当位置における冷却速度が遅いため、Ａ値が大きく、疲労寿命が低かった。
　また、比較例９は、Ａ値の対象となる鋳塊の相当位置における冷却速度を更に速めるために、溶融金属ポンプを調整したところ、鋳造中でズンプ内の流動変化によって鋳塊鋳肌部において鋳肌が溶融し、鋳造ができなかった。

Claims (4)

  1. 　２．０～５．０質量％のＭｇを含有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金厚板であり、
    　該アルミニウム合金厚板の板厚が３００～４００ｍｍであり、
    　鋳造方向に対し垂直な断面における該アルミニウム合金厚板の板幅をＷａとし、板幅方向の中心を０位置とし、板幅方向の板端を０．５０Ｗａ位置としたときに、（ｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．３９Ｗａ、０．４０Ｗａ、０．４２Ｗａ、０．４４Ｗａ、０．４６Ｗａ及び０．４８Ｗａの各位置における円相当径５０μｍ以上のポロシティの単位面積当たりの個数のうちの最大値をＡ（個／ｃｍ２）とし、（ｉｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．１２Ｗａ、０．１６Ｗａ、０．２１Ｗａ、０．２５Ｗａ及び０．３０Ｗａの各位置における円相当径５０μｍ以上のポロシティの単位面積当たりの個数のうちの最大値をＢ（個／ｃｍ２）とすると、Ａが１６０個／ｃｍ２以下であり、且つ、ＢがＡの１．１５倍以上であること、
    を特徴とするアルミニウム合金厚板。
  2. 　前記アルミニウム合金が、０．１５質量％以下のＴｉ、０．３５質量％以下のＣｒ、１．００質量％以下のＭｎ、０．４０質量％以下のＦｅ及び０．４０質量％以下のＳｉのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金厚板。
  3. 　２．０～５．０質量％のＭｇ及び０．４質量％以下のＦｅを含有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金厚板であり、
    　該アルミニウム合金厚板の板厚が３００～４００ｍｍであり、
    　鋳造方向に対し垂直な断面における該アルミニウム合金厚板の板幅をＷａとし、板幅方向の中心を０位置とし、板幅方向の板端を０．５０Ｗａ位置としたときに、（ｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．３９Ｗａ、０．４０Ｗａ、０．４２Ｗａ、０．４４Ｗａ、０．４６Ｗａ及び０．４８Ｗａの各位置における最大長６０μｍ以上の晶出物の単位面積当たりの個数のうちの最大値をＡ（個／ｃｍ２）とし、（ｉｉ）板厚方向中央部分且つ板幅方向の位置が０．１２Ｗａ、０．１６Ｗａ、０．２１Ｗａ、０．２５Ｗａ及び０．３０Ｗａの各位置における最大長６０μｍ以上の晶出物の単位面積当たりの個数のうちの最大値をＢ（個／ｃｍ２）とすると、Ａが７００個／ｃｍ２以下であり、且つ、ＢがＡの１．３倍以上であること、
    を特徴とするアルミニウム合金厚板。
  4. 　前記アルミニウム合金が、０．１５質量％以下のＴｉ、０．３５質量％以下のＣｒ、１．００質量％以下のＭｎ及び０．４０質量％以下のＳｉのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項３記載のアルミニウム合金厚板。
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